（材料学专业论文）高合金含量tial基合金显微结构和力学性能的研究.pdf

西南交通大学硕士研究生学位论文第l 页 摘要 本课题针对t i 一4 4 a 1 4 n b 一4 h f 一0 2 s i - i b 这种高合金化t i m 合金，研究了 其通过加入1 的硼细化晶粒、并在a 单相区( 1 3 1 0 0 c 等温锻压后的显微结构及 力学性能特点。研究中，通过电镜分析和室温拉伸及疲劳试验，对铸态合金经 等温锻压后所产生的显微结构及力学性能的变化进行了定性、定量分析。 研究发现，对于全片层铸态合金而言，与a + y 双相区锻压不同，a 单相区 的锻压会导致片层晶团尺寸的明显增大，并使a2 + y 片层的平均厚度有所提高。 同时也发现，y 片层在片层团中所占比例有所提高，表明了锻压过程能使合金 更趋于热力学稳定状态。另外，铸态合金中的大尺寸硼化物在锻压过程中得到 了有效的破碎，其在合金中的分布也更均匀。 结果表明，等温锻压可以使该合金的室温塑性得到明显提高的同时抗拉强 度基本保持不变，这说明，n 单相区的等温锻压有利于细晶t i m 合金的性能提 高，锻压过程对硼化物的有效破碎所起到的积极作用超过了晶团尺寸增大和片 层平均厚度提高的不利影响。 关键词：t i m ；高合金化；等温锻压：室温性能 西南交通大学硕士研究生学位论文第1 | 页 a b s t r a c t ah i g h l y a l i o y e d t i a li n g o ta l l o y t i 一4 4 a 1 - 4 n b - 4 h f - o 2 s i i b w a sg r a i n r e f i n e db ya d d i n g1 b ，a n dt h e ni s o t h e r m a l l yf o r g e di nas i n g l e 一p h a s e r e g i o n ( a t1 3 1 0 。c ) t h em i c r o s t r u c t u r ea n dm e c h a n i c a lp r o p e r t i e sp r o d u c e d b yt h ef o r g i n gh a v eb e e ni n v e s t i g a t e di nd e t a i li n t h i sp r o j e c t 。t h e c o r r e s p o n d i n gc h a n g e si nt h em i c r o s t r u c t u r ea n dm e c h a n i c a lp r o p e r t i e s o ft h ei n g o ta l l o yh a v eb e e nc h a r a c t e r i z e da n dq u a n t i f i e d ，u s i n ge l e c t r o n m i c r o s c o p ya sw e l la st e n s i l ea n ds - nf a t i g u et e s t i n gt e c h n i q u e s i th a sb e e nf o u n dt h a t ，d i f f e r e n tf r o mt h en o r m a lo u t c o m e so fu+ yt w o - p h a s ef o r g i n g ，t h es i n g ea - p h a s ef o r g i n gh a sc a u s e das i g n i f i c a n t i n c r e a s ei nt h el a m e l l a rc o l o n ys i z ea n dan o t i c e a b l ei n c r e a s ei nt h e q2 + yl a m e l l a rt h i c k n e s sf o rt h ef u l l yl a m e l l a ri n g o ta l l o y a l s of o u n d i st h a tam o r e t h e r m o d y n a m i c a l i ys t a b l ec o n d i t i o nh a sb e e nr e a c h e d t h r o u g ht h ef o r g i n gp r o c e s s ，w h i c hi sc h a r a c t e r i z e db ya ni n c r e a s e d v o i u m ef r a c t i o no fyl a j e ll a ei n s i d e t h el a m e l l a rc o l o n i e s c o m p a r e d w i t ht h ei n g o ta l l o y a n o t h e ri m p o r t a n tc h a n g ei st h a tt h el a r g eb o r i d e r i b b o n si nt h ei n g o ta l l o yh a v eb e e nb r o k e nd o w nb yt h ef o r g i n ga n dt h e d i s t r i b u t i o no ft h eb o r i d e st h e r e f o r eb e c o m e sm o r eu n i f o r m a sar e s u l t ，t h ei s o t h e r m a l l yf o r g e da l l o ys h o w sa s i g n i f i c a n t 西南交通大学硕士研究生学位论文第1 ll 页 i n c r e a s ei nr o o mt e m p e r a t u r ed u c t i l i t y ，w h i l et e n s i l es t r e n g t h sr e m a i n e s s e n t i a l l yu n c h a n g e d t h i sm e c h a n i c a lb e h a v i o u rt e n d st oi n d i c a t et h a t t h ef o r g i n gi nt h es i n g l e a p h a s er e g i o ni ss t i l lb e n e f i c i a lt ot h eg r a i n r e f i n e dt i ma l l o yi naw a y ，i nw h i c ht h eb e n e f i c i a le f f e c t so f b r e a k i n g r e f i n i n gb o r i d e so u t w e i g ht h ed e t r i m e n t a le f f e c t so fi n c r e a s i n g c o l o n ys i z ea n dl a m e l l a rt h i c k n e s s t h ep o s i t i v ei m p a c tf r o mt h ef o r g i n g i sa l s oo b s e r v e di nt h e s - n h i g h c y c l ef a t i g u ep e r f o r m a n c e ：a s i g n i f i c a n t l yh i g hf a t i g u e1 i m i th a sb e e no b t a i n e da f t e ri s o t h e r m a l f o r g i n g ，a l t h o u g ht h es - nc u r v ei sq u i t ef l a t k e yw o r d s ：t i a i ：h i g h - a l l o y ：i s o t h e r m a lf o r g i n g ；r o o m - t e m p e r a t u r e p r o p e r t i e s 西南交通大学 学位论文版权使用授权书 本学位论文作者完全了解学校有关保留、使用学位论文的规定，同意学校 保留并向国家有关部门或机构送交论文的复印件和电子版，允许论文被查阅和 借阅。本人授权西南交通大学可以将本论文的全部或部分内容编入有关数据库 进行检索，可以采用影印、缩印或扫描等复印手段保存和汇编本学位论文。 本学位论文属于 t 保密口，在年解密后适用本授权书； 2 不保密口，使用本授权书。 ( 请在以上方框内打“4 ”) 学位论文作者签名： 日期： 指导老师签名： 日期： 西南交通大学学位论文创新性声明 本人郑重声明：所呈交的学位论文，是在导师指导下独立进行研究工作所 得的成果。除文中已经注明引用的内容外，本论文不包含任何其他个人或集体 己经发表或撰写过的研究成果。对本文的研究做出贡献的个人和集体，均已在 文中作了明确的说明。本人完全意识到本声明的法律结果由本人承担。 本学位论文的主要创新点如下： 对含h f 的高合金化多元t i m 合金的开发目前处于研究阶段，关于其显微 结构对力学性能影响机理的报道非常有限。 高强度t i m 合金的室温脆性是该系列材料主要的性能缺陷，本文主要通过 在a 单相区等温锻压工艺探索改善铸态含n b + h f 合金室温塑性的途径和机制。 通过对比合金在铸态与锻态下的室温拉伸性能，结合相关显微结构分析结果， 详细论述等温锻压工艺对材料微观结构的作用机理并说明显微参数的改变对材 料力学性能的影响效果。 此外，本课题将通过对锻态合金疲劳性能的测试，揭示其相对于传统结构 材料的特点，并结合相关显微分析阐述合金中的硼化物弥散相在疲劳裂纹的萌 生与扩展中所起的作用。 西南交通大学硕士研究生学位论文第1 页 第1 章绪论 1 1 t i a i 合金组织结构特点 1 1 1 常见组织类型 显微组织是影响t i m 基合金室温力学性能的主要因素，具有均匀细小的 显微组织是该合金获得较好室温延性的前提，晶粒尺寸减小到几十微米，即可 以使合金的室温力学性能得到较大的提升，通过添加硼化物或热机械加工，均 有助于获得铸态细晶组织，减少滑移长度，增加非滑移系，从而提高塑性”，。 因此，材料工作者试图通过各种方法使t i m 基合金铸态粗大层片晶团破碎，获 得细小、均匀的显微组织。 根据不同的热处理方式，可以得到四种类型的典型组织闯：等轴近y 组织 ( n g ) ，双态组织( d p ) ，近片层组织( n l ) ，全片层( f l ) 组织。各组织显微结 构如图卜l 所示。 t i m 合金的不同组织类型有着不同的性能特征，一般的规律是f l 组织的强 度、塑性较低，但断裂韧性、蠕变抗力高，这是由于f l 组织常是大晶粒( 以下 将称晶团) 的片层组织。相反，双态组织( 等轴y 晶+ 片层晶) 容易实现晶粒 细化。因为t i m 合金中的等轴y 晶能阻碍层片晶团租化，因此，双态组织常具 有较高的强度和塑性，但断裂韧性和蠕变抗力较差，特别是当双态组织中的晶 粒具有平面界面的时候。 西南交通大学硕士研究生学位论文第2 页 c ) 图1 - 1 双相t i m 合金显微组织类型 b ) a ) 近y ；b ) 双态：c ) 近片层；d ) 全片层 全片层组织具有较好的综合性能，可以通过在刚高于a 相转变温度进行热 处理并随后炉冷获得，因为热处理温度高且没有y 相的钉扎，晶粒长大速度很 快，组织一般较为粗大，合理选择加工及处理工艺可将变形f l 组织的晶团控制 在5 0 3 0 0um 。对于f l 的处理，随温度上升，a 晶粒尺寸或f l 片层尺寸按指数 规律增大；随保温时间延长，相应尺寸则按抛物线关系长大。 1 1 2 相变特征 t i m 合金二元相图如图卜2 所示，在高温部分存在两个包晶反应：l + 9 一 和l + q y ，1 1 2 5 。c 左右存在一个共析反应：a o2 + y 。目前研究的t i m 西南交通大学硕士研究生学位论文第3 页 基合金的 1 含量大多在4 4 4 8 a t 范围内，室温下主要由y 和2 两相组成， 当二元合金中加入一定量的母稳定元素，则会出现体心立方的相，其在室 温会呈现有序的b 2 结构，也称b 2 相。 图1 - 2t i - a 1 相图 t i m 基合金中可能发生两种类型的n y 相变：从a 单相区缓冷，母相a 中析出片状y 相，最终形成典型的y a2 片层组织；而从n 单相区快冷，则会 发生非扩散型的a y 块状( m a s s i v e ) 转变m y 晶粒对层片状晶团的比率由合金成分及热处理工艺决定，y 平衡相的形 成应包括原子迁移引起化学成分变化的过程和f t c 堆垛区的有序化过程，由于 f t c 堆垛区与基体之问存在着低能、高稳定性的共格界面，因此通过经典的原子 扩散过程来实现化学成分的改变是很困难的。层片状晶团由a2 和y 片晶交替层 构成( 片层在本文也称为板条) ，并( o o m ) 。： 1 1 1 ，和 ： 。位 西南交通大学硕士研究生学位论文第4 页 向关系排列w 。 高温a 相经炉冷就可以得到完全由y a2 片层构成的全片层晶团组织 a2 相是a 相的有序化产物，因此a a2 转交可以在不需太大过冷度的情况 下快速进行，而由于晶体结构不同，y 相从d 或a2 相中析出则困难得多，反 应相对较迟缓：相图上a2 相的极限固溶度和共析点成分非常接近，且两条溶 解度曲线间距很窄，a n2 转变在很小温度范围内完成。由于d2 相和y 相在 析出动力学和相平衡点上的差异决定了。一a2 + y 共析反应在通常的实验条件 下是难以发生的，因此也就排除了片层组织是通过共析反应形成的可能“1 。 依a l 含量的不同，板条( 以下用l 表示) 组织的形成有两种不同的方式； ( 1 ) q l ( q + y ) 一l ( a2 + y ) ；( 2 ) q a2 一l ( q2 + y ) 。有观点认为a 1 含量 大于4 3 时按前者进行，a 1 含量小于4 3 时按后者进行，实际上冷却速度也 起到了主要作用。 从单相a 冷却产生y + o2 过程中，产生相变应力，这种相变应力对y 及q2 形核与长大产生一定的作用，同时也是t i m 中内应力的组成部分及t i m 基合 金室温脆性的原因之一m 。 2 界面没有成分梯度，表明y 片层的生长不是由经典的长程扩散过程控 制的，片层组织的整个形成过程应包括以下几个步骤： ( 1 ) h c p - - f t c 晶体结构的转变； ( 2 ) 原子扩散迁移引起化学成分的改变； ( 3 ) f t c l 1 0 有序化转变。 西南交通大学硕士研究生学位论文 第5 页 y 片层生长所需的化学成分变化是通过原子扩散迁移至扭折处来实现的 因该机制具有切变和扩散双生特征，意味着片层沿纵向的生长速度远远高于侧 向生长速度。 在长期高温( 7 0 0 ) 时效时。些开始不含b 2 的高n b 钛铝合金中，会有b 2 + u 相沿a2 板条或a2 + y 板条通过相变大量生成，以块状相的形态不断长大，形 成一种竹节现象，破坏了板条的连续性* ”，。 1 1 3 主要合金相结构特征 a2 相是有序的六方a 相，为d o 。结构，如图1 - 3 ，空问群为p 6 3 m c ，品 格常数a = o 5 7 8 6 0 n ，c = 0 4 6 4 3 2 咖。随温度的不同，铝含量介于2 2 和3 之间， 且在t i m 合金中氧是稳定a2 相的元素，所以a2 相中含氧量较高。 图卜3a2 相结构 a a2 有序化转变不改变晶体位向，因此在同一片层晶粒内所有的a2 片 层均具有相同的晶体位向。 y - t i m 相是l 1 。( 有序面心四方) 结构，如图卜4 。随温度的不同，铝含量 介于4 8 5 和6 6 之间，并保持有序结构一直维持到熔点( 1 4 5 0 ) 附近。对于 理想配比的化合物，晶格常数轴比c a 为1 0 1 5 ，随着铝含量的增加，比值升至 西南交通大学硕士研究生学位论文 第6 页 1 0 3 ，随着铝含量的减少，又可降为i 0 1 。对于远离理想配比的成分，过量的 钛或铝原子相互占位，但不产生空位。y 层状组织存在6 种不同取向的y 有序 畴，片层取向存在强烈地各向异性，而且在同一滑移面上不同的滑移方向也存 在各向异性现象w ，有序化过程中晶格常数的变化可依据键的长度来解释”1 ，随 着宽范围有序化参数的增大，晶格常数a 减小，而c 增大。 图1 - 4y 相结构 相邻y 片层之间存在三种类型的界面“”：真孪晶型、伪孪晶型和1 2 0 。 旋转有序型。三种界面的能量之比在1 ：3 ：2 至1 ：7 ：6 之间，真孪晶型界面出现 几率最大，1 2 0 。旋转有序型界面出现几率最小。各y 片层均被无规则的1 2 0 9 旋转有序畴界分隔成许多有序畴，1 2 0 。旋转有序型界面两侧y 片层的 1 1 i 面 堆垛序列是相同的，而构成孪晶或伪孪晶型界面的相邻两丫片层的 1 1 1 ) 面堆垛 序列则相反。 y 与o2 在密排面上进行结合，它们之间的位向关系为： 1 1 1 ， o o o ij 。 。 。且a2 的晶格常数大于y 的晶格常数w ，因此它们之间有一 错配度；同时，a2 结构具有6 重对称性，而y 结构3 重对称性也不具备，导致 在变形时两相之间相差很大，机械性能在两相中具有很高的各向导性，因此在 西南交通大学硕士研究生学位论文第7 页 界面上的不协调滑移往往导致微裂纹在晶界上产生“町。随着a2 的含量的增加， a2 及y 的各种不协调作用也增加。导致y 的内应力增加。 体心立方的有序b 相也称b 2 相，它是以b - t i 为基形成的c s c i 型晶体结 构，其中一亚晶格为t i 原子，另一亚晶格为a 1 原子，而【i ，相是b 原子晶胞中 ( 2 2 2 ) b 面沿 l i db 方向塌陷而形成的，这种沿密排方向的塌陷使得在室温下 形成了b 2 + 。相有序共生的现象。 1 2t i a l 合金性能特点及应用 1 2 1 性能特点 金属间化合物晶体中金属键与共价键共存，使材料同时具有金属的韧性和 陶瓷的高温性能，t i a i 金属间化合物具有高弹性模量、低扩散系数、高熔点、 低密度、优良的抗氧化和抗腐蚀性能，以及良好的结构稳定性。y - t i m 有序化 温度高，在高温下有高的强度，而且因a 1 含量高，有更好的抗腐蚀性，尤其是 层状的合金，在高温下表现出一种很好的稳定性能m - ，例如蠕变抗力和断裂抗力。 t i m 基合金的性能缺点包括：较低的抗损伤能力、较低的室温塑性、较低 的断裂韧性和高裂纹扩展速率，抗拉性能与断裂抗蠕变性能之间的相反关系导 致性能的不均衡，8 0 0 c 以上抗氧化性较低等“。 片层组织在高温下的组织稳定性直接影响到合金的高温力学性能，尤其是 对于蠕变性能，片层组织在高温和应力作用下发生晶界不连续粗化、晶内片层 连续粗化和动态再结晶都将导致蠕变速率显著升高w 。影响t i m 合金全片层组 西南交通大学硕士研究生学位论文第8 页 织热稳定性的因素很多，包括合金成分、片层厚度、晶界形貌、片层界面结构、 y 和o2 相的成分与体积分数、弥散析出相的影响等等 穿晶( 穿片层、沿片层) 断裂是d p 组织和f l 组织的主要的室温断裂方式 对于粗大的全层t i a l 材料，沿层强度远低于穿层强度。所以在外加应力达到一 定值时，首先在试样表面产生沿层微裂纹，然后在外加应力逐渐增加的过程中， 不断在薄弱面上产生微裂纹，微裂纹不断连接直至断裂w 。 断裂韧性像其他力学性能一样，强烈地依赖于显徽组织。全片层组织的断 裂韧性最高，近片层组织次之，双态组织最低。片层组织在裂纹尖端附近能产 生较大的塑性应变，且随裂纹长大增加抵抗扩展的能力，而双态组织在裂纹扩 展附近发生的塑性应变很小，不能阻碍裂纹扩展。因此，片层界面对扩展裂纹 的阻碍、界面滑移造成的裂纹尖端钝化是层状组织韧化t i a l 基合金的主要原因 拉伸性能和断裂韧性之间存在反向关系，主要与合金的晶粒度有关，并强 烈地依赖于片层间距。晶粒较细，抗拉强度很好，不容易产生微裂纹，直到试 样加载到很高应力对，材奉季内部积累很高的能量，这时一方面当外加应力达到 内部组织起裂的应力时，微裂纹沿层面逐渐形核，并且形成起裂源，另一方面 积累的能量使裂纹迅速扩展穿过整个试件，所以材料内部一旦起裂，就诱发整 个试样的解理断裂m ，。 蠕变抗力受显微组织的影响相当显著。与断裂韧性相似，全片层组织具有 最好的蠕变抗力，尤其是具有锯齿状晶界的铸造全片层组织显示了优良的断裂 西南交通大学硕士研究生学位论文第9 页 韧性和蠕变抗力，这种优异的蠕变抗力，归因子全片层组织中片层的复合强化 效应，而且片层的厚度影响着蠕变抗力。双态组织和单相组织的蠕变抗力明显 低于全片层组织m ，。 1 2 2 优化手段 组织微观尺寸的控制包括有：片层组织含量、晶粒大小控制、a2 y 的平 均体积百分比控制、片层间距的控制、晶界及片层界面控制等。主要是通过控 制加热温度、保温时阔、冷却速率、以及引入热机械加工、适度合金化等来实 现这些控制。总的来讲，除了室温塑性和高温抗冲击性以外，f l 组织的其它力 学性能均优于d p 组织，细化晶粒可以提高室温的塑性、强度和循环加载下的损 伤容度，但同时却又可能降低蠕变抗力、断裂韧性和高温疲劳寿命。细化片层 问距可以提高大多数的室温性能，但过度细化将导致晶界弱化和组织不稳定， 从而降低塑性和蠕变抗力m 。 热处理的关键是保证有少量的b 相钉扎在a 相界上抑制其生长，f l 因处理 温度较高，而且没有y 相的钉扎，a 晶粒长大速度很快，所以全片层组织一般 较为粗大：不含硼的铸态f l 合金的晶团尺寸多在6 0 0 一1 0 0 0 | im 。合理选择热加 工和热处理工艺可将变形f l 组织的晶团控制在5 0 - - 3 0 0 l i m 。f l 合金当晶粒由5 0 0 l lm 细化至1 0 p m 时，室温屈服强度将由3 3 0 m p a 增至6 1 0 m p a ，断裂强度由4 1 5 m p a 增至8 2 5m p a ，且塑性由0 7 5 增至3 3 ，而其断裂韧性仅有小幅减小，从 2 4 m p a m ”减至1 9 m p a m ”。 西南交通大学硕士研究生学位论文第10 页 提高t i m 基合金塑性的方法如下m ； ( 1 ) 减少正方晶格的正方度或减小品胞体积； ( 2 ) 减小y - t 认1 中 1 含量； ( 3 ) 添加v 、c r 、m n ( 1 3 摩尔分数) ； ( 4 ) 减小杂质含量。对_ j 叹相二元t i 一4 8 a 1 的一项试验表明，随氧含量由0 0 8 降至0 0 3 ，其抗拉延伸率由1 9 增至2 张； ( 5 ) 对于给定的合金成分，塑性主要取决于片层晶团l 与y 等轴晶体积比率， o 2 y 相体积比率及晶粒尺寸，因此。可通过控制l y 晶粒体积比率和n2 y 相体积比率提高塑性； ( 6 ) 存在孪晶和层片状显微组织，及晶粒尺寸的减小都可提高t i m 基合金 的塑性； ( 7 ) 采用一些特殊的工艺方法，如循环热处理，h i p ( 热等静压) 技术、热机 械处理技术、定向凝固技术、快速凝固技术等，也都是提高室温塑性的有效方 法。 1 2 3 应用前景及存在的问题 目前，较活跃的三种金属问化合物为：l l ：结构的n i a l 化合物：b 。结构的 f e a l 化合物；l 1 。结构的t i a l 化合物。f e a l 化合物常温时的低塑性和低的断裂 抗力以及在6 0 0 1 2 以上高温时低的强度和蠕变性能，尤其是环境脆化影响其应 用；n i a l 化合物在室温下具有优异的抗空泡腐蚀性能，但其晶间脆断是制约其 西南交通大学硕士研究生学位论文第1 1 页 工程化应用的最大障碍；以t id a l ( a2 ) 为基的和以t i m ( y ) 为基的金属问 化合物合金的最大优点是高温性能好( 它们的最高使用温度分别为8 1 6 c 和9 8 2 ) 、抗氧化能力强、抗蠕变性能好和重量轻( 它们的密度比钛合金轻l o 左右， 只有镍基高温合金的1 2 ) m ，。 t i m 化合物不仅具有耐高温、抗氧化和密度低的特性，而且弹性模量、抗 蠕交性能比t i 合金好得多，较t i 合金有明显优越的高温性能，使用温度可提 高至7 5 0 9 0 0 c ，甚至这些性能优于t i 正1 基合金，与镍基高温合金相当m 。t i m 化合物已在综合性能方面取得了可喜的进展，可以作为高温结构减重材料，在 某些地方可以取代超合金，在发电厂和涡轮机发动机的生产和航天航空、汽车 工业中有广泛的应用前景。t i m 化合物与t i 合金及n i 基超合金的性质对比参 见表卜1 。 表i - it i 合金、t i - a l 系金属间化合物及n i 基超合金的性质 t i m 的一个研究热点在于成份的优选，以寻求一种能承受持久应力的合金， 研究重点放在掌握微观组织的控制机理及长裂纹门槛值的控制机理方面。 目前人们的兴趣集中在y - - t i a i 基合金上，其耐高温、抗腐蚀和耐冲刷等 西南交通大学硕士研究生学位论文第1 2 页 特性成为航空航天、交通运输、化工、机械等行业重要的结构材料，可广泛应 用于汽车或航空发动机的高温部件，如涡轮盘、叶片和气门阀等，较之航空发 动机其他常用结构材科的比刚性高约5 0 一。 对于y - - t i m 的研究追溯于2 0 世纪5 0 年代中期，一些相关的技术开发工 作到2 0 世纪7 0 年代相继涌现。自1 9 8 0 年以来，y - - t i m 系列合金相继取得了 专利产权，合金的成份越来越复杂，合金化强度越来越高。y - - t i m 合金大致 分成3 代。如表i - 2 。 表卜2y - - t i a i 基合金发展历程 坌窒垡篮宣曼l 熊 兰 旦童型星 第l 代 1 t r 4 $ a f l v - o 3 cu s 4 2 9 4 6 1 5 ( 1 9 8 1 年) 第2 代 2 4t r 4 7 a f 2 c p z l q b u s 5 0 7 6 8 5 8 ( 1 9 9 1 年) 签! 垡! = !堑竺壁! ! i 唑：! 竺! 曼g 壁! ! 墅2 1 ：! q 丝! 墅 对y 1 i a l 基合金的基本性能目前已有较为深入的了解，并开发了适用于航 空航天领域的一系列y t i a l 基合金。研究工作的个重点是通过添加合金元素 进行成分控制、采用改进的热表处理和锻铸等新工艺来改善合金组织，未来对 此类合金的研究重点将在于开发大规模的生产方法w 。 人们正在开发下一代高n b 含量y t i m 基合金，最近的研究表明，高 合金化能大大提高y t i m 基合金的高温强度和抗氧化性“一，因而高n b 合金化 的t i a i 是目前世界上最有可能在9 0 0 i1 0 0 c 使用的高性能金属间化合物，但 是关于含铝量小于4 5 m o 和含n b 量大于l o m 0 1 的t i a i 合金研究很少w 。 目前实际应用的最大障碍是该合金的室温脆性、难变形加工性及8 5 0 c 以上 西南交通大学硕士研究生学位论文第13 页 的抗氧化性不足。目前研究表明m 一，金属问化合物的脆性问题极其复杂，必须 分不同结构层次特别要追溯到原子水平来综合处理。 过去对两相y - t i m 基合金的研究，着重于提高塑性、变形断裂、蠕交特性 和韧性方面，t i m 合金组织控制技术发展比较成熟，开发了多种热处理及热机 械处理工艺，但是如何控制大尺寸t i m 合金铸锭组织及成分均匀性还是一个难 题。目前铸造t i m 合金己进入了工业应用阶段，而变形合金的研究正在大力开 展，特别是t i m 合金板材的成形工艺，是当前研究的重点，t i m 合金纳米材科 及t i m 合金工程应用化技术将是未来努力的方向。 1 3 高合金含量t i a i 合金 1 3 1 高合金化发展历程 t i m 基合金的组织和性能极大地依赖第三合金元素，添加合金元素会影响 合金中的y t i a l 和口2 - t i d a l 的晶格常数及稳定性，影响合金的电子密度、相 体积分数及形貌、晶粒尺寸、层片间距及合金变形机制，因此可以通过合金化 及微合金化手段改善合金。少量多元和多量少元是且前合金化的两个趋势，一 般把含合金超过6 的视为高合金化合金，但目前没有明显分界。 改善高温性能是y t i m 基合金能否代替镍基高温合金的关键问题，然而， 通过控制组织大幅度提高高温性能已不太可能w ，而通过合金化和优化合金成分 是可行的，但由于合金元素含量多，包括h f 均属重金属元素，和铝比重差别大， 凝固时比重偏析，枝晶偏析严重，容易出现组织偏聚。如含钨铌的细晶铸态t i m 西南交通大学硕士研究生学位论文第1 4 页 合金就具备良好的高温热稳定性，且钨对普通t i a l 合金均具有很强的固溶强化 作用，但b 相稳定元素w 和n b 容易在枝晶处偏析；另如在脆性较为严重的y - t i a l 合金中加入少量的硼，生成t i b t ib 2 等硼化物，可以明显细化t i a l 合金 片层晶团的尺寸，提高合金的抗拉强度及塑性延伸率。但当合金元素过多时， n 转变温度降低并移至高a l 区，导致形成过多的b 2 相，从而将使合金的塑性 降低。为了提高t i a l 基合金的高温蠕变性能和抗氧化性能，主要途径是在合金 中添加高含量的高熔点金属，其中，n b 元素的加入是提高t i a i 基合金高温性能 最有效的合金化手段之一m 。 合金元素可分为五组m ： 第l 组元素，即包括v ，咖，c r ，i i o ，b ，r e ，s n ，n i 和c ，能提高 t i m 基合金的塑性： 第2 组元素，即包括n b ，c r ，w ， 4 0 ，t a s i ，p 和s b ，能有效提高 其抗氧化性； 第3 组元素典型的有s i ，e r ，n b ，- ，t a ，c ，n ，o ，在t i a l 基合 金中少量添加能提高其抗蠕变性：第4 组元素典型的有c r ，c 和n ，能提高t i a l 基合金的断裂韧性： 第5 组元素代表的有n b ，m o 和b ，已开发用于提高t i a l 基合金的强度 添加少量钒、铬和锰可以通过置换固溶强化t i m 合金，并提高t i a l 基两 相合金的延性：而添加少量的铌、钼、钽或少量的铪、锡可获得更为明显的置 换或固溶强化作用；添加钨、硼、碳和氮可产生有效的弥散强化或沉淀强化， 西南交通大学硕士研究生学位论文第15 页 阻碍位错运动和晶界滑移，改善高温蠕变性能，且弥散质点的存在还可阻止裂 纹扩展，提高合金的断裂韧性；添加少量铌、硅、磷、铪和钼还可以改善t i m 基合金的抗氧化性w 。合金元素强化t i a l 合金的机理可概括为：置换周溶强化， 弥散强化，沉淀强化和间隙固溶强化。 a 1 对y t i m 合金性能的影响是通过影响合金中的o2 相含量来影响其性 能的，a l 含量越低，a2 相含量越多。片层间距越小，合金强度越高，随合金 中a l 含量升高，a2 相含量减少，位错运动非热激活阻力降低，合金的强度下 降w 。 n b 对y t i a l 性能的影响类似于氧元素：增强卜d 键的方向性，增加普通 位错的p - n 力。提高普通位错开动的临界分切应力和滑移阻力，同时。n b 使n2 相部分无序化，降低了有序t i a 1 中最强共价键t i - t i 键。减弱了派纳力势能谷 对位错的钉扎。增加了基面滑移，使组织结构中增加了许多韧性无序相，降低 了t i l 完全有序化的本征脆性，另外，它还能稳定高温b 相至室温形成b 2 相，增加材料韧性。因此n b 的常量合金化在电子结构及组织结构两方面皆起到 了韧化作用。微量的n b 有利于局部( 一维) 位错滑移，但要改善解理面( 二维) 脆 化，进而提高整体( 三维) 均匀塑变能力，必需n b 的常量合金化才能解决其本征 脆性m 。 为了提高t i m 合金的高温力学性能和抗氧化能力，一些研究团队在发展高 强度t i m 合金时加入了较高含量( 6 - 1 0 m 0 1 ) 的n b ，w ，h f 等过渡族滩溶元素， 这些过渡族元素大都是b 相稳定元素，不同程度地稳定了高温o 相，被稳定的 西南交通大学硕士研究生学位论文第16 页 9 相将在降温过程中发生a 2 - b 2 有序转变，在室温形成亚稳定的b 2 相，并且亚 稳定的b 2 相中可能会析出细小的。相，b 2 和u 相都是有序结构，而且容易偏聚 在晶界，它们的形成对t i m 合金的性能有明显的不良影响m - 。 在合金中添加硼已成为细化铸态合金组织的常用方法，硼的添加会影响合 金的凝固结晶过程及b a 固态相变过程，从而影响晟终形成的全片层晶粒的 尺寸，硼的存在形式或为硼化物，或在界面偏析，两者均起到细化晶粒的作甩， 通过加极微量b 偏聚到晶界即可达到提高局部或特定面的解理强度，从而改善 整个合金的脆性n - 。同时，硼还少量的固溶在_ r 和q2 基体相，起到增强相的作 用。珊化物的形态主要有片状、板片状、细棒状的块状等，细长的条状形貌对 合金的性能提高不利，应设法减小其长径比”。 1 3 2 制造工艺 t i m 基合金铸态组织通常为粗大片团的层片结构，其室温延性几乎为零， 只有经过形变热处理或特殊热处理等方法细化显微组织，才能将t i a i 基铸态合 金用作高温结构材料w 。 造成t i m 金属间化合物室温脆性的原因为塑性变形时能开动的滑移系数目 有限，超位错滑移矢量大，滑移困难。近年来，通过合金化( 如加入b ，w ，c ， n 等合金元素) ，采用特殊的加工工艺( 如热机械加工和热机械处理) 等手段韧 化t i m 化合物的研究已经取得了很大进展。韧化途径主要包括两个方面：裂纹 连接机制和曲折增生机制，前者受裂纹扩展影响；后者与位错作用机理、塑性 西南交通大学硕士研究生学位论文第17 页 流变和裂纹萌生有关“”。 将硼元素加入合金中是一种有效且经济地细化晶粒的方法，加入适量的硼 可以使全片层铸态t i m 合金的晶团尺寸减小至5 0 l l m 。一个典型的例子就是 。x d ”技术的发展，该技术通过加入硼、使其与钛反应，在低合金t i m 铸锭凝 固过程中生成弥散的t i b ：颗粒，硼化物在高合金t i m 合金中以t i b 的形式存在， 并有内在的面缺陷，此时硼化物的形貌一般为条带状m 。除了这一进展外，由于 t i m 基合金凝固区间较窄，金属型的导热能力强，合金的凝固速度非常快，当 前铸造y - t i m 合金的问题主要是在整个零件范围内的组织控制不够，对铸造孔 隙的控制也不太理想。 为了实现致密化并精心控制零件的质量，就需要在铸造后进行热等静压 ( h i p ) 处理m ，。为了获得所需性能，加工态制品、近成型零件及其它制品( 如板 材和箔材) 都必须在适当的条件下进行热处理。 t i a l 基合金铸锭需要进一步进行热机械加工，常用的热加工方法有等温锻、 挤压、热模锻及轧制等m - ，其中等温锻压变形是适合t i a l 基合金的一种热变 形方法。其基本技术原理是保证t i a l 合金铸锭在整个锻压过程中一直处于恒定 温度的状态，避免因温度的变化，产生变形不均匀和由此而来的热应力。但在 常规等温锻工艺下，由于表面氧化，试样表面容易开裂，且由于变形分区w 和存 在粗大层片晶团各向异性m ，导致试样某些区域内租大层片晶团不能完全被破 碎，随后热处理也不能进一步细化晶粒。黄伯云等m w 提出了包套锻复合热机械 处理新工艺，获得了均匀、细小的显微组织及良好的力学性能，并研究了三向 西南交通大学硕士研究生学位论文第18 页 应力状态下合金的变形特征、变形组织和热处理组织的变化规律。 1 4 本课题研究意义及内容 1 4 1 研究意义及拟解决的关键问题 元素h f 具有高熔点，能够提高铸造高温合金室温拉伸和中温持久的强度和 塑性，是提高合金在高温长时间热暴露时的显微组织稳定性的有利因素一，所以 对含h f 的高合金化t i a l 合金的开发有望得到一种高稳定性的高强度合金品种。 该成份合金目前处于研究阶段，关于其力学特性及材料显微结构影响机理的报 道非常有限。 由于本课题研究对像为加硼的细晶t i a l 合金，而粗大硼化物的存在是影响 室温塑性的关键问题，为了消除室温偏聚组织，改善硼化物，改善性能，等温 热锻是一个有效方法。t i a l 合金的等温热锻一般是在a + y 双相区进行，目的是 防止n 相的粗化，本课题为了充分改善该高合金铸锭材料因大量加入n b 、h f 而 引起的枝晶偏聚，以及随后因富集这些难熔重金属而形成的组织偏聚，特在a 单相区进行高于常规的等温锻压，锻压温度为1 3 1 0 。c 。高温下组织要粗化，但 是，具体的粗化程度如何，改善硼化物的程度如何，都是本课题拟解决的关键 问题。 t i m 基合金很多的研究都是围绕改善和提高其室温力学性能来进行的。拉 伸试验可以得到材料在静载作用下三种失效形式，即过量弹性变形、塑性变形 和断裂，以及最基本力学性能指标，如屈服强度、抗拉强度、断后伸长率等。 西南交通大学硕士研究生学位论文第19 页 本文将通过显微结构分析揭示其在铸态下和等温锻压态下的组织特征，并 结合相关力学性能测试，阐明材料的性能特点，论述各微观结构尺寸对室温性 能的作用机理，系统分析锻压工艺对性能提高所起到的作用。 1 4 2 课题研究内容 本课题将通过对铸造及熟锻压工艺下的t i 一4 4 a 1 - 4 n b - 4 h f 一0 2 s i l b 合金显 微组织的定性、定量分析和其相关力学测试，系统了解该材料的铸态和等温热 锻态的微观组织和相结构特征，以及性能特点通过对比合金在铸态与锻态下 的室温拉伸性能。结合相关显微结构分析结果，详细论述等温锻压工艺对材料 微观结构的作用机理并说明相关显微参数改变对材料拉伸性能的影响程度及其 影响机制。 t i m 合金的疲劳强度与屈服强度的比值变化很大，在0 4 3 1 2 8 之间。温 度升高，疲劳强度下降；交变载荷的交变频率增加，寿命增加；交变应力比r 值增加，寿命缩短；缺口及表面缺陷都降低寿命。本课题将通过对锻态合金疲 劳性能的测试，分析其相对于传统结构材料的性能特点，并阐述该材料经等温 锻压后疲劳性能的特点。研究工作还将涉及合金中的硼化物弥散相在疲劳裂纹 的萌生与扩展中所起的作用。 西南交通大学硕士研究生学位论文第2 0 页 2 。1 试验样品 第2 章试验材料与方法 试验所用材料为t i 一4 4 a 1 - 4 n b 一4 h f 0 2 s i 一1 b ，该合金代号为a l l o y 2 4 ，本 文中用c 2 4 表示铸态试样，f 2 4 表示锻态试样。 a l l o y 2 4 铸锭由伯明翰大学i r c ( 跨学科研究中心) 提供，采用的是二次真 空电弧重熔一冷壁铜坩埚磁悬浮熔炼( p a c h ) q - 艺。 c 2 4 切割自直径9 6 m 的铸锭，在1 2 6 0 下热等静压( h i p ) ，然后随炉冷却l f 2 4 为c 2 4 在1 3 1 0 ( 2 ( n 单相区) 下等温锻压而成，应变速率为5 1 0 - v s ，变 形量为7 哦。 2 2 力学性能测试 2 2 1 室温拉伸 本次拉伸试验在室温下进行，采用圆形截面试样，试样尺寸及加工精度依 据6 1 3 2 2 8 - - 7 6 中的具体规定，所用设备为叻w 3 1 0 0 型微机控制电子万能试验机， 主要测定材料的断裂强度0 。、屈服强度0 。、断裂伸长率6 。三项性能指标。 影响材料屈服强度的外在因素有：温度、应变速率、应力状态等。随着温 度的降低与应变速率的增高，材料的屈服强度升高，t i m 合金属于对应变速率 比较敏感的半脆性材料，采用较缓慢的应变速率能保证获得不是虚高的强度指 标，且在1 0 一1 0 - 2 s 范围内其力学性能变化不大，本试验选取的应变速率为 西南交通大学硕士研究生学位论文第2 1 页 0 7 1 0 一s 。 试验步骤如下： ( 1 ) 用精度为0 0 2 r a m 的游标卡尺测量样品标距l 及工作段平均直径d 。 ( 2 ) 将样品尺寸参数及应变速率值输入试验机控制系统，进行拉伸试验， 并输出拉伸图。 ( 3 ) 通过拉伸图及系统返回数据得出样品的o 。，o 一6 。 ( 4 ) 进行三个同类样品的拉伸实验，记录各组性能参数并计算平均值，得 出该材料性能指标。 2 2 2 疲劳试验 室温四点弯曲疲劳试验在p l g - 1 0 0 型微机控制高频疲劳实验机上进行，将 1 0 7 作为条件疲劳极限采用矩形试样( 如图2 - 1 ) ，下表面抛光至1i i ，加载 点间的跨距l = 1 4 m m ，支撑点间的跨距3 l = 4 2 m m 图2 - 1 试样加载方法示意图 最大应力与最大载荷符合式( 2 一1 ) ，根据式( 2 2 ) 计算实际加载的最大载荷 f l 与最小载荷尼。并根据式( 2 3 ) 得到相应的静载和动载。 西南交通大学硕士研究生学位论文第2 2 页 。一一熹= 1 6 xy 争“x l ：等( 2 - 1 )4 f 丽2 扩2 葛芦 。警肛o 1 儿 ( 2 2 尸一垒手：尸矿毕( 2 - 3 ) 每根试掸均需用游标卡尺测出实际尺寸b 和只并分别在不同载荷下进行疲 劳试验。记录下破环所经循环周次n ，将所得实验数据列表，然后以1 9 n 为横坐 标